一、TiC-TiB_2复合材料的研究进展（论文文献综述）
迟一鸣[1]（2021）在《铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能》文中研究表明铝合金比强度高、导电导热性好、易于加工、并且具有一定的耐蚀性,因此在汽车制造、航空航天等领域有着广泛的应用。然而,铝合金表面硬度低、耐磨性差,这些不足极大地限制了其在摩擦磨损环境中的使用。表面改性技术可以在保持铝合金本身优异性能的基础上提高其表面性能,为制造业的“高效、节能”发展提供有效手段。除了热喷涂、电镀、阳极氧化、微弧氧化等表面技术,激光表面改性拥有快速凝固、热影响小、冶金结合好等特点,随着激光器的发展,铝合金表面激光改性技术受到了越来越多的关注。本文设计了“Fe+Al”、“Fe基合金”、“Fe基合金+B4C”、“Fe基合金+B4C+Ti”、“Fe基合金+h-BN”、“Fe基合金+h-BN+Ti”六种合金化材料体系,通过预置涂层法在6061铝合金表面制备出金属间化合物涂层,或以金属间化合物为基、多元陶瓷为增强相的复合涂层,综合讨论了合金化材料成分配比、激光工艺参数等对合金化层组织及性能的影响,并分析了原位生成陶瓷相的界面结构、形核机制及生长机理。使用不同配比的Fe粉和Al粉作为合金化材料,制备得到的合金化层主要由Fe4Al13,FeAl,Fe3Al和α-Al构成组成。富Fe熔体由于比重较大下沉至熔池底部,形成以“白亮带”为特征的过渡区,组织具有分层现象。此外,Fe和Al之间的放热反应促使界面处的基体进一步熔化,最终形成“锯齿状”界面。70Fe-30Al涂层耐磨性最好,磨损体积为基体的9.2%。使用Fe基合金作为预置涂层材料制备的合金化层由先析出的Fe-Al化合物及网状共晶组织构成,合金化层组织均匀致密,硬度约为459 HV0.2,是基体的6.8倍,磨损体积减小至基体的11.33%。选用“Fe基合金+B4C”体系制备的合金化层主要由Fe4Al33,FeAl,Fe3Al,Cr2B,CrB,Cr2B3,AlB2,Cr23C6,Cr7C3,Al4C3,α-Al组成。涂层硬度随预置粉末中B4C添加量的增多逐渐升高,添加20 wt.%B4C时,合金化层硬度高达531 HV0.2,但此时涂层脆性增加,缺陷增多,耐磨性变差。B4C添加量为10 wt.%的合金化层磨损失重最小,仅为基体的18.2%。向“Fe基合金+B4C”材料体系中添加Ti粉能够改善熔池的润湿性,并可通过Ti与B4C的反应原位生成TiC、TiB2等细小的强化相。合金化层主要由Fe4Al13,Cr2B,Cr7C3,TiB2,TiC和α-Al组成,当Ti的添加量提高到45 wt.%时,合金化层中还生成了 Al3Ti。添加30 wt.%Ti的涂层性能最好,硬度高达520 HV0.2,磨损体积仅为基体的7.2%。当Ti的添加量提高到45 wt.%后,合金化层组织的粗化及脆性相Al3Ti的形成导致硬度和耐磨性有所下降。在“Fe基合金+10 wt.%B4C+30 wt.%Ti”合金化层中,TiC小颗粒在先析出的短棒状TiB2表面异质形核,形成了 TiB2/TiC复合组织。两相界面存在[1210]TiB2//[011]TiC和（0001）TiB2//（111）TiC的晶体学位向关系,错配度仅为1.049%,表明TiB2可为TiC异质形核的最有效核心。“Fe基合金+h-BN”材料体系制备的合金化层主要由Fe4Al13,（Fe,Cr）,AlN,Cr2B,FeNx,α-Al等物相组成。激光合金化过程中密度较小的h-BN上浮到熔池表面造成严重烧损,且其含量增加到10 wt.%时熔池燃烧剧烈、合金化层稀释率过高,硬度和耐磨性急剧下降。向“Fe基合金+h-BN”材料体系中添加Ti粉能够减少预置涂层材料的烧损、改善熔池的润湿性,并通过Ti与h-BN的反应原位生成TiN,TiB2和TiB等强化相进一步提高表面性能。在熔池凝固过程中,AlN以亚稳态面心立方结构在先析出的颗粒状TiN表面异质形核并包围其生长,形成TiN/AlN复合组织。两相的晶面错配度约为9%,为中等有效形核。在室温、200℃和400℃下,添加15 wt.%Ti的合金化层磨损体积分别为相同条件下基体的8.2%、7.4%和10.1%,耐磨性显着提高。
张书雅[2]（2020）在《形核剂对增材制造铝合金显微组织及力学性能的影响》文中研究表明铝合金具有密度低、导热导电性能好、耐腐蚀、比强度高,以及可塑性强和制造成本相对较低等优点,在市场上享有广泛的应用范围,尤其是对于质量因素较敏感的航空航天、军事以及汽车制造等领域。目前,随着我国工业的迅速发展,铝合金零部件逐渐呈现出结构轻量化、性能复合化的发展趋势,并且在实际应用中对零件性能和生产效率的要求更高,传统的减材制造技术（如铸造、锻造等）已经难以满足这些制造需求。增材制造技术是一种自下而上的材料逐层叠加制造方法,凭借其特殊的成形方式以及高度灵活性,能够在材料减重和结构减重两方面实现轻量化的目的。目前在对铝合金增材制造工艺的研究过程中,由于铝合金氧化性强、激光吸收率低、凝固温度范围宽等缺点,铝粉表面容易形成坚韧的氧化膜,阻碍成形过程中层间金属连结,降低成形件的致密度,影响成形件的性能。另外,铝粉流动性差,激光反射率高,容易引起成形件内部气孔和裂纹的产生,导致难以大幅提升铝合金增材制造成形件的强度和塑性。针对上述问题,国内外学者开展了大量研究,通过掺杂、工艺优化、热处理等方式改善铝合金增材制造成形件的微观组织和机械性能。目前市场上常用的增材制造铝合金有 Al-Si 系（如 AlSi1OMg、AlSi12）、Al-Cu 系（如 A12024）、Al-Zn系（如A17075）铝合金粉末,用于选区激光熔化增材制造;Al-Mg系、Al-Li系铝合金丝材用于电弧填丝增材制造。掺杂处理包括添加稀土元素（如Sc、Zr等）或者纳米颗粒（如TiC、TiB2、SiC等）,用以改善铝合金粉末流动性和致密性的缺陷以及成形件的微观结构,从而提高铝合金增材制造成形件的力学性能。然而,上述方法受到成本高或者冶金工艺复杂等因素的制约,性价比并不高。因此,如何在保证性能的前提下简化工艺、降低成本、提高效率,拓展可适用于增材制造的铝合金粉末已经成为主要的发展趋势。另外,相较于铝合金粉末选区激光熔化增材制造的研究,电弧填丝增材制造研究较少。并且由于热输入量大,成形过程稳定性不高等因素,成形件的微观组织和力学性能难以改善。因此,如何提高电弧填丝增材制造铝合金成形件质量及性能是一个亟待解决的问题。本课题主要研究铝合金粉末材料的选区激光熔化增材制造工艺,采用粉材包括AlSilOMg、A17075及A12024铝合金粉末。将AlSi1OMg通过机械混合法掺杂含量分别为1 wt.%、5wt.%、10 wt.%、20 wt.%的Al-Ti-C-B中间合金,探究纳米级TiC颗粒和TiB2颗粒对增材制造AlSi1OMg成形件的改性作用,旨在细化其微观组织结构,提高力学性能。将A17075通过机械混合法掺杂10 wt.%Al-Ti-C-B中间合金,观察纳米颗粒对增材制造A17075成形件微观组织和力学性能的影响。将A12024通过原位生成法掺杂1.5 wt.%的TiC颗粒,探究该工艺对增材制造A12024组织性能的作用,旨在通过引入变质剂促进形核,改善该合金的可成形性。同时,本课题还对铝合金电弧填丝增材制造进行了一定程度的研究,采用丝材包括Al-Mg合金和Al-Li合金。通过向A15A06成分中添加0.22 wt.%Sc元素探究Sc元素对增材制造铝合金的晶粒细化效果,以及对抗拉强度和延展性的影响。通过对Al-Li合金丝材进行电弧填丝增材制造并对成形件进行固溶时效热处理,探究增材制造工艺以及不同热处理制度对该合金组织性能的影响。实验结果表明,针对铝合金粉材选区激光熔化增材制造工艺,掺杂Al-Ti-C-B中间合金显着细化了 AlSi1OMg合金的微观组织,平均晶粒尺寸降低至3μm以下。细化剂掺杂量在1-5 wt.%时抗拉强度达到500-520MPa,延伸率在12-15%左右。继续增加掺杂量可使晶粒进一步细化,延伸率略有增加,但抗拉强度下降。掺杂Al-Ti-C-B中间合金同样可以抑制A17075铝合金柱状晶生长,转化为精细的等轴晶,消除了各向异性。但由于热裂纹仍然存在,力学性能得不到改善。原位掺杂Al-Ti-C中间合金优化了 A12024铝合金增材制造成形性,消除了微裂纹,但晶粒的细化仍不足以提高该合金力学性能。针对铝合金丝材电弧填丝增材制造工艺,添加0.22 wt.%Sc元素显着细化了 A15A06铝合金的微观组织,得到平均晶粒尺寸40μm的等轴晶,抗拉强度达到290MPa,延伸率达到36%。对于Al-Li合金丝材,增材制造工艺显着改善了其微观组织,由柱状晶细化为等轴晶,固溶处理进一步提高了其抗拉强度和延伸率。
谢剑峰[3]（2020）在《微纳米混杂TiC-TiB2陶瓷颗粒调控6061铝合金垂直控轧成型及连接》文中进行了进一步梳理微量陶瓷颗粒增强的铝合金具有质轻、比强度高等优点,是重要的轻量化材料。在汽车,飞机,航天等领域具有广泛的应用前景。但是陶瓷颗粒增强铝合金的基础理论依旧不够成熟,尤其是陶瓷颗粒对铝合金凝固行为的调控机制和对再结晶等过程的影响。并且大部分铝合金在实际应用中需要焊接,但是铝合金的焊接存在诸多问题,如焊后熔化区组织粗大,热影响区组织粗化导致焊接接头力学性能下降等。微量陶瓷颗粒增强的铝合金若想得到广泛的应用,其铸造成型、板材成型及连接问题急需解决。本论文以6061铝合金为基体,添加微纳米混杂尺度双相TiC-TiB2陶瓷颗粒,制备了陶瓷颗粒增强的6061铝合金。揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对铸态6061铝合金显微组织和凝固行为的影响规律及作用机制。通过双向垂直控轧制备6061板材,研究了TiC-TiB2陶瓷颗粒对铝合金变形、再结晶的影响规律及作用机制,分析了 TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061板材拉伸性能的影响规律及强化机制。研究了 TiC-TiB2陶瓷颗粒对TIG焊显微组织和拉伸性能的影响规律,并分析了陶瓷颗粒对焊接接头细化和强化机制。研究了 6061铝合金的搅拌摩擦处理工艺以及陶瓷颗粒对搅拌摩擦组织的影响规律及细化机制,对力学性能的影响规律及强化机制。本论文的主要创新点如下:1)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对铸态6061铝合金凝固行为和凝固组织的影响规律及作用机制:随着陶瓷颗粒的增加,铸态6061晶粒尺寸逐渐减小。在添加了 0.5 wt.%的陶瓷颗粒后,6061铝合金铸态晶粒尺寸从187 μm减小到了 90 μm,减小了 51.9%。调控机制:部分陶瓷颗粒作为α-Al形核的核心,提高形核率;吸附在固液界面前沿的陶瓷颗粒可以有效的抑制α-Al晶粒的长大。2)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061铝合金再结晶组织的影响规律及细化机制,对轧制板材力学性能的影响规律及强化机制:a)揭示出双相TiC-TiB2陶瓷颗粒能明显的细化6061铝合金的再结晶组织。当添加0.5 wt.%的陶瓷颗粒后,再结晶平均晶粒尺寸从19.6 μm减小到了 16.4 μm,减小了 16.4%。其主要原因为,陶瓷颗粒细化了铸态组织,使得晶界面积大幅度增加,使得位错在晶界处的塞积增强;陶瓷颗粒阻碍位错运动,在其周围形成位错缠结,诱发再结晶形核,提高了再结晶形核率。同时,抑制晶粒成大。b)揭示出双相TiC-TiB2陶瓷颗粒能明显的提高6061轧制板材的拉伸性能。当添加0.5 wt.%的TiC-TiB2后,6061铝合金的屈服和抗拉强度分别从230 MPa提高到302 MPa,从295 MPa提高到352 MPa,分别提高31.3%和19.3%,断裂应变出现轻微的减小,从19.2%减小到了 18.9%。强化机制主要为细晶强化,奥罗万强化和热错配强化,其中陶瓷颗粒和析出相的奥罗万强化起主导作用。3)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061铝合金TIG焊接头组织的影响规律及细化机制,对接头拉伸性能的影响规律及强化机制:a)揭示出双相TiC-TiB2陶瓷颗粒能明显的细化熔化区的晶粒尺寸,抑制热影响区晶粒粗化。添加0.5 wt.%的TiC-TiB2后,熔化区的晶粒尺寸从132 μm减小到120 μm,减小了 9.1%,主要是因为部分熔化母材中的陶瓷颗粒可以有效的提高α-A1形核效率。在热影响区,添加陶瓷颗粒后,晶粒的粗化程度明显减小。主要是因为陶瓷颗粒钉扎晶界,抑制了焊接热循环过程中晶界的迁移。b)揭示出双相TiC-TiB2陶瓷颗粒能明显的提高6061焊接接头的拉伸性能。在添加0.5 wt.%的TiC-TiB2后,焊接接头的屈服和抗拉强度分别从95 MPa提高到125 MPa,从167 MPa提高到182 MPa,分别提高了 31.6%和9.0%,断裂应变减少。强化机制为陶瓷颗粒的奥罗万强化,细晶强化和热错配强化,断裂应变减少的原因主要是焊接热循环导致沉淀相粗化和陶瓷颗粒团聚。4)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对搅拌摩擦组织的细化规律及机制,对搅拌摩擦接头力学性能的影响规律及强化机制:a)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061铝合金的搅拌摩擦组织的影响规律及细化机制。添加0.5 wt.%的TiC-TiB2后,焊核区的平均晶粒尺寸明显细化。在800 rpm下,平均晶粒尺寸从4.12 μm减小到3.37 μm,减小18.2%;在1200 rpm下,平均晶粒尺寸从3.36 μm减小到2.83 μm,减小15.8%。细化机制为大量弥散的陶瓷颗粒,阻碍了搅拌摩擦过程中晶界的迁移,从而抑制了晶粒长大;同时陶瓷颗粒诱发再结晶形核,加速了动态再结晶形核。b)揭示了双相TiC-TiB2陶瓷颗粒对6061搅拌摩擦接头力学性能的影响规律及强化机制。在添加了 0.5 wt.%的TiC-TiB2后,在800 rpm和1200 rpm下,焊核区的硬度分别从从61 HV增加到76 HV,从70 HV增加到80 HV,分别提高24.6%和14.3%。拉伸性能也明显提高,在800 rpm下,屈服强度、抗拉强度和断裂应变分别从145 MPa提高至150 MPa,从190.9 MPa提高至200.3 MPa,从22.5%提高至26.6%,分别提高3.5%,5.6%和16.4%;在1200 rpm下,屈服和抗拉强度分别从165 MPa提高至170 MPa,从207.9 MPa提高至215.9 MPa,分别提高了 9.1%和5.6%,断裂应变轻微减小。强化机制:（1）细晶强化,陶瓷颗粒的添加,使焊核区组织出现明显细化;（2）热错配强化,陶瓷颗粒周围产生的位错,使得位错密度增加;（3）弥散相强化,搅拌摩擦过程中,粗大的沉淀相被破碎,且随着塑性变形分布更加均匀。其中弥散相强化起主要作用。
张新杰[4]（2018）在《等离子熔覆耐磨减摩Ni基复合涂层研究》文中进行了进一步梳理在冶金、矿山、交通、水泥等行业,磨损失效是工程结构件三大失效形式（断裂、磨损、腐蚀）之一,造成了巨大的安全隐患和经济损失。熔覆涂层能够改善材料表面化学、物理性能,提高结构件抗磨能力,在工业中得到广泛应用。主要制备工艺有等离子熔覆和激光熔覆,等离子熔覆具有涂层组织致密、与基体冶金结合等优点,设备制造和维护成本较低,成为发展修复和再制造技术,提高机械产品使用寿命的重要方法。金属Ni具有良好的塑韧性和耐腐蚀性,与钢铁热膨胀系数相近,是良好的复合涂层基体材料;TiB2、TiC陶瓷具有高硬度、高强度和良好化学稳定性的优点,加入复合涂层中可大幅提高涂层耐磨性。本文采用等离子熔覆技术在Q235低碳钢表面制备了 TiB2+TiC复合强化Ni基耐磨涂层,分析了涂层物相构成及组织演化规律,研究了陶瓷含量、熔覆速度和磨损条件对涂层耐磨性的影响;在此基础上制备以Ti2SC为减摩组元的Ti2SC/TiB2+TiC/Ni自润滑涂层,对其组织和摩擦学性能进行了研究;探索采用烧结-等离子重熔两步法制备高陶瓷相含量涂层,合理控制陶瓷相形态和尺寸,对高陶瓷相含量涂层组织及耐磨性能进行了研究。采用等离子熔覆工艺制备了不同陶瓷含量TiB2-TiC/Ni复合涂层,其主要组成物相为TiB2、TiC和γ-Ni。原位生成TiB2为矩形或六边形状,TiC呈不规则块状,在涂层组织中均匀分布,随着Ti+B4C含量增多,原位生成TiB2、TiC含量增多,尺寸增大。建立了不同熔覆速度等离子熔覆热场模型,与试验结果对照研究发现熔覆速度由380mm/min下降到152 mm/min,熔池冷却速度变慢,涂层形核驱动力下降,熔深增大,稀释率上升,导致强化相数量减少,尺寸增大,TiB2容易沿密排晶面{0001}二维生长成为六边形片状;通过熔池温度场分布云图证明涂层熔覆速度小于228 mm/min时,涂层与基体之间可以形成紧密冶金结合,模拟与试验结果一致。当Ti+B4C含量从0～50%（质量分数）,随着涂层TiB2、TiC含量的增加,涂层磨损机理发生转变:磨粒+黏着磨损→微切削→微切削+增强相脱落,在40%含量获得较好耐磨性;通过不同熔覆速度涂层的磨损试验看出:228mm/min熔覆速度涂层具有较好的耐磨性,在较高熔覆速度下涂层脆性较大,在较低熔覆速度下涂层中强化相尺寸较大,容易诱发应力集中,380 mm/min和152 mm/min熔覆速度下涂层分别发生了由较大脆性和应力集中而导致的剥层磨损。研究了载荷（30N、60N和120 N）和摩擦副（AhO3陶瓷球、不锈钢球）对涂层磨损过程和磨损机理的影响,Al2O3陶瓷球为摩擦副时,低载荷下（30N）表现为微切削磨损形式;60N载荷时,磨损机制转变为黏着磨损的形式;当载荷增加到120 N时,磨损机制为氧化磨损和剥层磨损。而采用不锈钢磨球时,涂层硬度大于对磨不锈钢球硬度,磨球表层发生剪切破坏转移到涂层表面,具有较大的黏着效应,黏着过程随着载荷的增大而加剧。以Ti、B4C、Ni和不同含量MoS2混合粉末为原料,采用等离子熔覆工艺制备了 Ti2SC/TiB2+TiC/Ni自润滑复合材料涂层,随着MoS2添加量的增加,减摩作用相Ti2SC尺寸增大,在MoS2质量分数为15%时,较多的长针状Ti2SC影响涂层组织结构连续性。通过干摩擦磨损试验发现:在磨损速度为10 mm/s时,10%MoS2含量涂层具有最低的摩擦系数和磨损率,部分拔出Ti2SC成分粘附于涂层陶瓷颗粒上,形成较好的减摩结构体。磨损速度上升到50 mm/s时,MoS2的添加使涂层在磨损过程中形成转移材料压实层的结构,随着MoS2的增加涂层的摩擦系数和磨损量下降。通过对磨损过程能量消耗,分析了减摩机制降低磨损率的能量原理,在10 mm/s和50 mm/s磨损速度情况下消耗能分别部分作用于“拔出-粘附”机制和压实层的形成过程,导致作用于涂层破坏消耗能减少,因此有利于减轻磨损破坏。通过放电等离子烧结+等离子重熔复合处理技术,提高陶瓷相含量,合理控制涂层中陶瓷颗粒尺寸和分布。首先采用放电等离子烧结技术制备TiB2-TiC/Ni复合材料,结果表明:复合材料主要物相为y-Ni、TiB2、TiC;随着Ni原料含量增加,TiB2、TiC陶瓷相尺寸减小,复合材料更加致密。Ni含量较低时（20%和30%）出现严重的疲劳磨损;随着Ni量的增加（40%）,材料的摩擦系数降低且趋于平稳,表现为微切削磨损;当Ni含量持续增加时（50%）出现黏着磨损,耐磨性开始下降。在研究烧结TiB2-TiC/Ni复合材料基础上,利用烧结-等离子重熔技术制备了 TiB2-TiC/Ni复合材料涂层,采用不同等离子电流进行了重熔处理,随着电流的增加,涂层与基体结合由机械结合逐步转变为冶金结合状态,电流大于75 A时出现明显的成分过渡区,结合性较好;重熔电流为60 A、75 A时,磨损机制主要表现为磨粒磨损,涂层磨损较轻微,当重熔电流上升到90A时,TiB2颗粒长成为长条状结构,缺陷增多,磨损过程容易出现脱落,使得涂层的磨损形式转变为剥层磨损,磨损体积较大,通过研究发现烧结-等离子重熔工艺制备涂层耐磨性较等离子熔覆涂层显着提高。
张月[5]（2014）在《放电等离子烧结制备TiC-TiB2陶瓷复合材料》文中认为TiC和TiB2均具有很高的熔点、硬度、化学稳定性、导电性、导热性及相对低的热膨胀系数等特性,故被认为是极具潜力的高温结构陶瓷材料,在特殊电极、切削刀具、耐磨零部件以及其他特殊行业具有广泛的应用。目前国内外报道的TiC-TiB2复合材料的制备主要有自蔓延高温合成、无压液相烧结、热压烧结、反应烧结以及浮区和电弧熔炼等方法,其中报道最多的是采用自蔓延高温合成也称燃烧合成技术。放电等离子烧结（SPS）的热效率高、烧结温度低、时间短、升降温快,对于难烧结材料的烧结致密化独具优势。而目前有关SPS烧结法合成TiC-TiB2陶瓷复合材料的报道尚不多见。本试验采用SPS烧结制备技术,制备了分别添加金属Ni, Cu或Ti的TiC-TiB2陶瓷复合材料,并详细研究了添加金属的种类、烧结温度和保温时间对TiC-TiB2陶瓷复合材料的物相、显微结构、体积密度及力学性能的影响。实验结果表明：（1）XRD物相分析显示,上述三个系列陶瓷复合材料的基体相均为TiC和TiB2两相,而TiC-TiB2-Cu系列的样品除了基体相还检测到少量Cu存在。（2）SEM显微组织观察显示,上述三个系列陶瓷复合材料的基体TiC和TiB2相均匀分布,且金属相多分布于相界和晶界处。其中TiC-TiB2-Ni陶瓷复合材料的基体上观察到部分纳米级弥散颗粒分布在基体相中,经分析其为金属间化合物NiTi2相,这是TiC-TiB2-Ni陶瓷复合材料独有的形貌特征。（3）上述三个系列陶瓷复合材料均呈现出穿晶和沿晶断裂的混合断裂方式,而添加Ni和Cu体系的断口形貌的韧性断裂特征更为明显。（4）采用TiC、TiB2和金属Ni为原料,在真空下,经1400℃×5min SPS烧结,可以制备出综合性能最佳的TiC-TiB2-Ni陶瓷复合材料,其体积密度、维氏硬度和断裂韧性分别为4.92g/cm3、21.3GPa和4.85MPa-m1/2。采用TiC、TiB2和金属Cu为原料,在真空下,经1600℃×5min SPS烧结,可以制备出综合性能最佳的TiC-TiB2-Cu陶瓷复合材料,其体积密度、维氏硬度和断裂韧性分别为4.91g/cm3、19.8GPa和4.28MPa-m1/2。采用TiC、TiB2和金属Ti为原料,在真空下,经1600℃×5min SPS烧结,可以制备出综合性能最佳的TiC-TiB2-Ti陶瓷复合材料,其体积密度、维氏硬度和断裂韧性分别为4.81g/cm3、20.3GPa和3.91MPa-m1/2。
胡继林[6]（2014）在《SiC-TiC（TiB2）复合粉末的碳热还原合成及烧结研究》文中提出碳化硅（SiC）陶瓷由于具有高温强度高、高温抗氧化能力强、热导率高、化学稳定性好等一系列优异性能，在机械、化工、能源和军工等领域得到广泛的应用。然而，由于SiC陶瓷存在室温强度与断裂韧性较低以及对缺陷的高度敏感性等方面的不足，限制了它更广泛的应用。在SiC基体中引入过渡金属硼化物或碳化物作为第二相弥散强化是解决这些问题的一个有效方法。通常，SiC-TiC或SiC-TiB2复相陶瓷材料的制备是通过直接将SiC和TiC或TiB2粉末混合后采用热压或常压烧结。然而，机械混合粉末会带来所制备的SiC-TiC（TiB2）复相陶瓷材料中的成分不均匀性，从而会导致对SiC-TiC（TiB2）复相陶瓷材料的性能带来不利的影响。本文针对上述问题，首先开展了SiC-TiC和SiC-TiB2复合粉末的合成与生长机理研究，进而对所合成的SiC-TiC和SiC-TiB2复合粉末进行烧结并对其相关性能进行研究。以硅溶胶、炭黑和TiO2为原料，采用碳热还原法在氩气气氛下合成了SiC-TiC复合粉末。研究了反应温度、TiO2添加量对合成SiC-TiC复合粉末的物相组成和显微形貌的影响；对反应过程进行了热力学分析和计算，探讨了SiC-TiC复合粉末的生长机理。结果表明：SiC-TiC复合粉末适宜的合成条件为在1600℃保温1h。在反应过程中，TiC先于SiC形成，TiC的形成抑制了SiC颗粒的生长。当复合粉末中TiC的含量为10%左右时，SiC的合成过程由气-固（V-S）反应转变为V-S和气-气（V-V）反应共同作用，复合粉末主要由球状颗粒、短棒状颗粒以及少量晶须组成。随着复合粉末中TiC含量的增加，SiC晶须的生长受到抑制，其形貌逐步由长纤维状向短棒状和颗粒状过渡。以SiC、TiO2和炭黑为原料，在真空条件下合成了SiC-TiC复合粉末。对合成SiC-TiC复合粉末的物相组成和显微形貌进行了表征，同时探讨了合成粉末样品的氧化性能。结果表明：在本实验条件下，SiC-TiC复合粉末适宜的合成条件为在1350℃保温1h。在SiC粉末中生成的TiC以粒径为0.10.2μm的小颗粒存在。SiC-TiC复合粉末在氧化过程中，TiC优先与氧发生反应生成TiO2，然后是SiC与氧反应生成SiO2。以硅溶胶、炭黑、TiO2和B4C为原料，采用碳热还原法在氩气气氛下合成了SiC-TiB2复合粉末。研究了反应温度、TiO2添加量对合成SiC-TiB2复合粉末的物相组成和显微形貌的影响，探讨了SiC-TiB2复合粉末的生长机理。结果表明：SiC-TiB2复合粉末适宜的合成条件为在1600℃保温1h。在反应过程中，TiB2先于SiC生成，TiB2的生成改变了SiC的生长方式。当复合粉末中TiB2的含量为10%左右时，SiC的合成过程由V-S反应转变为V-S和V-V共同反应，复合粉末主要由少量球状颗粒、短棒状颗粒以及大量的晶须组成。随着复合粉末中TiB2含量的增加，SiC晶须的生长受到抑制，合成产物中球状、片状和短棒状等结构的颗粒明显增多，出现结构多样化并存的现象。以SiC、TiO2、B4C和炭黑为原料，在真空条件下合成了SiC-TiB2复合粉末。研究了反应温度对合成SiC-TiB2复合粉末的物相组成和显微形貌的影响，同时对合成的SiC-TiB2粉末样品的氧化性能进行了探讨。结果表明：在真空条件下，合成SiC-TiB2复合粉末的合适反应条件为在1300℃下保温1h。SiC-TiB2复合粉末的氧化机理为：TiB2优先与氧发生反应生成TiO2和B2O3，然后是SiC与氧反应生成SiO2和CO。采用AlN和Y2O3作为烧结助剂，对以硅溶胶、炭黑和TiO2为原料合成的SiC-TiC复合粉末的烧结性能进行了研究，探讨了AlN和Y2O3的添加量对所制备的SiC-TiC复相陶瓷的致密度、硬度和显微结构的影响。结果表明：当AlN-Y2O3添加量为10vol%时，所合成的SiC-TiC复合粉末具有良好的烧结性能，该复合粉末经25MPa和1900℃热压烧结1h后，其烧结体的相对密度达到98.9%，洛氏硬度为93.2HRA。以TiO2、B4C、炭黑和SiC为原料，以AlN和Y2O3为烧结助剂，通过原位反应制备了SiC-20vol%TiB2复相陶瓷材料。探讨了不同添加量AlN和Y2O3对SiC-TiB2复相陶瓷的致密度、力学性能、电学性能以及显微结构的影响，分析了AlN-Y2O3的助烧结机理。实验结果表明：当烧结助剂的添加量为10vol%时，所制备的SiC-TiB2复相陶瓷的综合性能最佳，烧结样品的相对密度达到99.1%，抗弯强度为641MPa，硬度为91.8HRA，电阻率达到最小值为17.5mΩ·cm。从试样的断口中可看到晶粒拔出留下的痕迹，晶粒与晶粒之间的结合非常紧密，是赋予SiC-TiB2复相陶瓷优异综合性能的前提。
胡利方[7]（2013）在《多物理场耦合条件下金属与陶瓷（金属）的扩散连接界面结构特征及力学性能研究》文中研究说明本文将机械合金化和自蔓延高温合成技术相结合提出了电场激活压力辅助燃烧合成技术（Field activated pressure assisted synthesis, FAPAS）。通过FAPAS工艺分别制备了（TiC-TiB2）/Ni-TiAl-Metal复合材料和（AlMgB14-TiB2）-Metal复合材料。复合材料的界面结构是决定合成材料力学性能的关键因素,为了研究异种材料的界面扩散情况,进行了异种金属材料Ti-Ni和镁合金AZ31B-Cu的扩散连接实验。通过OM（光学显微镜）,SEM（扫描电子显微镜）,TEM（投射电子显微镜）,XRD（X射线衍射仪）,维氏硬度计和万能材料试验机重点研究了在多物理场作用下（温度场、电场和应力场）复合材料的界面微观结构和扩散动力学问题,并分析了不同物理场参数对复合材料界面微观组织结构和力学性能的影响。利用B4C粉、Ti粉和Ni粉原位合成了（TiC-TiB2）/Ni复合陶瓷,合成的陶瓷层结构均匀细密,TiB2与TiC细小颗粒均匀地分布在Ni基体中。通过Al、Ti粉体反应形成金属间化合物放热的同时实现了复合陶瓷（TiC-TiB2）/Ni与Ti、Ta金属基板的连接,结合界面扩散充分,组织致密。研究发现电流和压力是影响（TiC-TiB2）/Ni复合陶瓷晶粒大小的主要物理参数。电流能够提高复合陶瓷烧结过程中的形核率,机械压力能够促进陶瓷颗粒在烧结过程中的破碎和重排,因此随电流和辅助压力的增大,复合陶瓷的晶粒变得均匀致密。对（TiC-TiB2）/Ni复合陶瓷的摩擦学行为进行了系统研究,分析了陶瓷相含量、摩擦载荷、摩擦温度和摩擦速度对复合陶瓷摩擦学行为的影响,研究结果表明摩擦系数随温度,载荷和速度的增加而变小,磨损率随温度的升高而降低,随载荷和速度的提高而增大。在高温摩擦过程中摩擦表面形成了TiO2、B2O3和Fe2O3润滑薄膜,薄膜量随摩擦温度,载荷和速度的增大而增多,在高温环境中（TiC-TiB2）/Ni复合陶瓷的摩擦机制主要由界面氧化反应所决定。磨损实验表明含陶瓷相（TiC-TiB2）为80%的复合陶瓷具有较好的摩擦磨损性能。采用上述实验方法,通过FAPAS技术利用B、Mg、Al和TiB2粉体合成了超硬材料AlMgB14-TiB2并同步实现了与金属基板Mo和Nb的连接。研究发现B元素在材料合成和连接过程中有比较显着的扩散特点,形成了界面硬度从金属基体到AlMgB14-TiB2层呈递增的特征。AlMgB14-TiB2表层的硬度最高达到了3801HV1.0,连接界面硬度在2000HV1.0左右。FAPAS实验条件下连接界面金属间化合物的形成机制和力学性能的研究对提高陶瓷-金属异质材料连接和复合材料制备工艺具有理论意义。FAPAS条件下Ti-Ni的扩散界面按时间依次生成了TiNi3、Ti2Ni和TiNi。 TiNi3、Ti2Ni和TiNi金属间化合物的厚度随实验温度的升高和扩散时间的增长而增加,厚度随时间的增长符合抛物线规律,其中温度场对TiNi形成的影响较大。剪切实验表明所形成金属间化合物的抗剪切强度排序为TiNi>Ti2Ni>TiNi3,断裂形式为脆性沿晶断裂,断裂位置与中间生成物的厚度存在一定的对应关系。FAPAS条件下镁合金AZ31B-Cu的扩散连接表明界面扩散层主要由Cu2Mg和Mg2Cu组成。温度是影响AZ31B-Cu扩散的主要参数,元素Al在高温下具有较高的扩散能力,进而能够影响界面生成相的种类和宽度。元素Al主要通过形成MgAlCu化合物的形式影响界面的微观组织结构。总之,异种金属的扩散实验研究表明,电流可以显着降低扩散激活能,促进界面反应。通过异种金属电场激活扩散连接实验,提出了“微区界面扩散相图”的概念。界面扩散相图是两种材料在界面微区发生局部扩散反应时界面新相的生成规律,微区界面扩散相图的提出有助于深入了解和揭示外加物理场条件下异种材料的连接冶金学规律。
曹丽丽[8]（2012）在《多孔TiC-TiB2-NiAl材料及结构演变机理研究》文中进行了进一步梳理TiC-TiB2具有高熔点、高硬度、高导热、低膨胀系数、高耐磨性及良好的导电性，用于高温过滤材料具有很好的应用前景；NiAl金属间化合物具有强度高，耐高温，导电、导热率高及良好的高温抗氧化性，是理想的汽车尾气净化器载体和过滤体材料。因此，本研究针对载体和过滤体，提出开发TiC-TiB2复相陶瓷及其与Ni-Al的复合材料，并采用自蔓延高温合成技术（SHS）获得多孔结构，研究物相、微观组织结构、孔结构及其演化机理，为多孔TiC-TiB2和TiC-TiB2-NiAl复合材料的的研究及应用提供理论和实验依据。（1）以Ti、B4C为原料，采用SHS制备了多孔TiC-TiB2复相陶瓷，系统分析了原料粉末粒度、配比、外加C量及制坯压力等对多孔TiB2-TiC的影响。复合材料主要由TiB2、TiC两相组成，但对粗颗粒B4C（75μm）试样，B4C反应不完全，TiC以Ti（C, N）形式存在，且Ti含量增加，C/N比由7/3转为3/7；外加C粉，TiC含量增加；制坯压力对物相无影响。多孔TiC-TiB2具有通孔加闭孔的复合孔型结构，通孔相互贯通，孔道曲折，分布均匀，骨架内部包含大量闭孔，其形貌与B4C颗粒一致，且随B4C粒度减小，孔径减小，孔隙率增大；增加3Ti-B4C（75μm）的Ti含量，闭孔尺寸减小，孔壁厚度增加，孔隙率减小；Ti颗粒由粗至细，通孔孔径减小，孔洞数量先减少后增加再减少，骨架致密。增加C含量，部分C起到造孔剂的作用，孔隙率随之增大。（2）3Ti-B4C体系中添加Ni-Al （原子比1:1），通过SHS制备了多孔TiC-TiB2-NiAl复合材料。产物物相为TiC、TiB2、NiAl，具有通孔加闭孔的复合孔型结构。SHS引发方式及NiAl含量增加对物相无影响，随NiAl含量增加，通孔形状及分布不均匀，闭孔数量减少，孔隙率降低，抗压强度增加；制坯压力增大，通孔数量减少，孔隙率降低，抗压强度增大。（3）从影响反应速率、反应放热量及反应过程中的液相含量，分析了Ti、B4C粉末粒度、Ti含量、制备工艺、不同Ti源及NiAl含量对TiC-TiB2组织及形成过程的影响，并结合真空烧结产物XRD分析，得到Ti-B4C反应历程为：Ti+B4C→TiB+TiC→Ti3B4+TiC→TiB2+TiC。添加NiAl，晶粒细化，断口由TiC、TiB2的沿晶断裂和穿晶断裂，转变为TiC、TiB2颗粒的拔出及NiAl的撕裂状形貌。（4）对Ti-B4C及Ti-B4C-Ni-Al体系反应过程中孔结构形成机理进行分析，重点分析了闭孔的形成，提出了基于B4C分解及反应过程的闭孔形成机理。反应初期，Ti、B4C之间形成原子扩散层，温度升高，液相Ti出现，促进B4C分解，C、B原子快速扩散，与Ti结合生成TiC、TiB2并长大；同时间隙孔向B4C位置迁移，伴随着B4C分解、Ti-C/B反应而形成闭孔。添加Ni-Al，Al先熔化，液态Al蔓延、Ni-Al放热反应、Ti熔化及B4C分解，形成Ni-Al-Ti-B-C液相，TiC、TiB2形核析出并长大，间隙孔随B4C分解迁移成为闭孔。
罗志海,杨润泽,潘传增[9]（2011）在《TiC-TiB2复合陶瓷制备及性能研究》文中进行了进一步梳理TiC-TiB2复合陶瓷因具有高硬度、高断裂韧性及优异的耐磨性,目前已成为工程陶瓷的研究热点。但是TiC-TiB2复合陶瓷的难以制备与难于致密,又使其应用受到极大限制。本文介绍了国内外TiC-TiB2复合陶瓷合成与制备方法、显微组织与力学性能等,特别提到了军械工程学院先进材料研究所采用超重力下燃烧合成技术,制备出大尺寸、高致密性的TiC-TiB2共晶复合陶瓷,从而为以后的更广泛应用提供了支持。
王春华[10]（2011）在《TiC/TiB2复合陶瓷材料的制备和性能研究》文中研究说明TiC-TiB2复合陶瓷材料是一种非常具有前景的高温结构陶瓷材料,在特殊电极、切削刀具、耐磨零部件以及其他特殊行业具有广泛的应用领域。一般制备TiC-TiB2复合陶瓷材料的方法有SHS和热压烧结法。但是SHS法的反应过程很难控制,热压烧结法的成本太高。这两种方法都制约了TiC-TiB2复合陶瓷材料的工业开发。无压烧结法具有烧结过程简单、能耗低等优点,能够降低材料的生产成本,因此在工业生产中具有广泛的应用市场。本文首次探索了TiC-TiB2复合陶瓷材料的无压烧结工艺,研究结果对该材料的生产和应用将具有重要的参考价值和指导意义。本文采用两种方法制备TiC-TiB2复合陶瓷材料：一种是先利用廉价的富钛原矿和硼酐原位合成TiC-TiB2复合粉体,然后无压烧结TiC-TiB2复合陶瓷材料；另一种是利用TiO2、B4C、C和TiC直接原位合成TiC-TiB2复合陶瓷材料。论文详细研究了材料的烧结工艺和烧结助剂对材料致密化、组织和性能的影响。实验结果表明：利用富钛原矿和硼酐制备TiC-TiB2复合粉体的最佳合成工艺为1450℃×30min,硼酐的最佳含量为按化学反应方程式计量的120%。利用合成复合粉体无压烧结制备复合陶瓷材料的最佳烧结温度为2100℃×90min,烧结助剂Y203的最佳含量为6%,此时复合陶瓷材料的抗弯强度和断裂韧性分别为151.4MPa和2.52MPa.m1/2。利用TiO2、B4C、C和TiC直接原位合成TiC-TiB2复合陶瓷材料的最佳合成工艺为：1400℃×30min+2000℃×90min,烧结助剂Y203的最佳含量为12%,此时复合陶瓷材料的硬度、抗弯强度和断裂韧性分别为19.98GPa、270MPa和3.54MPa·m1/2。
二、TiC-TiB_2复合材料的研究进展（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、TiC-TiB_2复合材料的研究进展（论文提纲范文）
（1）铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 铝及铝合金表面改性技术 |
| 1.2.1 阳极氧化 |
| 1.2.2 电镀、化学镀 |
| 1.2.3 热喷涂 |
| 1.2.4 微弧氧化 |
| 1.2.5 激光表面改性 |
| 1.3 铝合金表面激光合金化技术的研究进展 |
| 1.3.1 激光合金化工艺 |
| 1.3.2 涂层材料设计原则 |
| 1.3.3 合金化层材料体系 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 基体材料 |
| 2.1.2 涂层材料 |
| 2.2 激光合金化试验 |
| 2.2.1 样品制备 |
| 2.2.2 预置涂层制备 |
| 2.2.3 激光合金化 |
| 2.3 材料表征与性能测试 |
| 2.3.1 金相试样制备 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜分析 |
| 2.3.3 电子探针分析 |
| 2.3.4 X射线衍射分析 |
| 2.3.5 透射电子显微镜分析 |
| 2.3.6 显微硬度测试 |
| 2.3.7 磨损试验 |
| 2.3.8 三维磨损形貌分析 |
| 第3章 Fe-Al合金化层的微观组织和耐磨性能 |
| 3.1 涂层材料设计 |
| 3.2 激光合金化Fe-Al涂层的组织与性能 |
| 3.2.1 合金化层的物相组成 |
| 3.2.2 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 3.2.3 合金化层的微观组织结构 |
| 3.2.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 3.3 激光合金化JG-3 Fe基合金涂层的组织与性能 |
| 3.3.1 试验设计及初步分析 |
| 3.3.2 合金化层的物相分析 |
| 3.3.3 合金化层的微观组织结构 |
| 3.3.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 激光合金化Fe基合金-B_4C-Ti复合涂层的组织和性能 |
| 4.1 B_4C添加量对合金化层的影响 |
| 4.1.1 合金化层的宏观形貌 |
| 4.1.2 合金化层的物相组成 |
| 4.1.3 合金化层的微观组织结构 |
| 4.1.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 4.2 活性元素Ti对合金化层的影响 |
| 4.2.1 正交试验设计 |
| 4.2.2 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 4.2.3 合金化层的物相组成 |
| 4.2.4 合金化层的微观组织结构 |
| 4.2.5 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 4.3 合金化层中TiB_2/TiC复合组织的形成机理 |
| 4.3.1 TiB_2/TiC复合组织的TEM分析 |
| 4.3.2 TiB_2/TiC界面错配度计算 |
| 4.3.3 TiB_2/TiC复合组织的形成机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 激光合金化Fe基合金-BN-Ti复合涂层的组织和性能 |
| 5.1 BN添加量对合金化层的影响 |
| 5.1.1 合金化层的宏观形貌 |
| 5.1.2 合金化层的物相组成 |
| 5.1.3 合金化层的微观组织结构 |
| 5.1.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 5.2 活性元素Ti对合金化层的影响 |
| 5.2.1 合金化层的宏观形貌和截面形貌 |
| 5.2.2 合金化层的物相组成 |
| 5.2.3 合金化层的微观组织结构 |
| 5.2.4 合金化层的硬度及耐磨性 |
| 5.3 合金化层中TiN/AlN复合组织的形成机理 |
| 5.3.1 TiN/AlN复合组织的TEM分析 |
| 5.3.2 TiN/AlN复合组织的形成机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 本文的主要创新点 |
| 攻读博士学位期间的学术成果和获奖情况 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（2）形核剂对增材制造铝合金显微组织及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题的研究背景及意义 |
| 1.2 增材制造工艺方法概述 |
| 1.2.1 选区激光熔化 |
| 1.2.2 电弧填丝增材制造 |
| 1.3 铝合金增材制造研究现状 |
| 1.4 掺杂处理对铝合金组织性能的影响 |
| 1.4.1 中间合金对铝合金的细化行为 |
| 1.4.2 稀土元素钪在铝合金中的作用 |
| 1.5 课题的研究目的、内容和技术路线 |
| 1.5.1 研究目的 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 1.5.3 技术路线 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 SLM工艺 |
| 2.3 微观组织观察 |
| 2.3.1 OM金相组织观察 |
| 2.3.2 SEM与EDS分析 |
| 2.3.3 EBSD分析 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.5 热处理实验 |
| 2.5.1 再结晶退火 |
| 2.5.2 固溶处理 |
| 2.5.3 低温时效处理 |
| 第3章 工艺参数对铝合金增材制造成形件致密度的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 激光功率 |
| 3.3 扫描速率 |
| 3.4 扫描间距 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 铝合金粉材选区激光熔化增材制造工艺研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 纳米TiC、TiB_2颗粒的晶粒细化行为 |
| 4.3 掺杂Al-Ti-C-B中间合金对增材制造铝合金组织性能的影响 |
| 4.3.1 掺杂Al-Ti-C-B中间合金对AlSi1OMg组织性能的影响 |
| 4.3.2 掺杂Al-Ti-C-B中间合金对Al7075组织性能的影响 |
| 4.3.3 掺杂Al-Ti-C中间合金对Al2024组织性能的影响 |
| 4.4 再结晶退火处理粉材增材制造铝合金力学性能结果 |
| 4.5 讨论 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 铝合金丝材电弧填丝增材制造工艺研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 添加钪元素对增材制造铝镁合金组织性能的影响 |
| 5.2.1 添加0.22 wt.% Sc元素对Al5A06组织性能的影响 |
| 5.2.2 不同含量Sc元素对Al-Mg合金组织性能的影响 |
| 5.3 铝锂合金丝材电弧填丝增材制造工艺研究 |
| 5.4 热处理实验 |
| 5.4.1 退火处理丝材增材制造铝合金力学性能结果 |
| 5.4.2 固溶处理丝材增材制造铝合金力学性能结果 |
| 5.4.3 固溶-时效处理丝材增材制造铝合金力学性能结果 |
| 5.5 讨论 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（3）微纳米混杂TiC-TiB2陶瓷颗粒调控6061铝合金垂直控轧成型及连接（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 陶瓷颗粒增强铝合金的发展及应用 |
| 1.3 陶瓷颗粒对铝合金凝固组织的影响及机制 |
| 1.3.1 陶瓷颗粒对铝合金显微组织的影响规律 |
| 1.3.2 陶瓷颗粒对铝合金显微组织的调控机制 |
| 1.4 陶瓷颗粒对焊缝组织和力学性能的影响规律及作用机制 |
| 1.4.1 陶瓷颗粒对焊接接头组织的影响规律及细化机制 |
| 1.4.2 陶瓷颗粒对焊接性能的影响规律及强化机制 |
| 1.5 陶瓷颗粒增强铝合金的搅拌摩擦组织和力学性能研究 |
| 1.5.1 陶瓷颗粒增强铝合金的搅拌摩擦组织研究 |
| 1.5.2 陶瓷颗粒增强铝合金的搅拌摩擦接头力学性能研究 |
| 1.6 本文研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验原材料 |
| 2.2 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2/Al中间合金的制备 |
| 2.3 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2增强6061 板材的制备及TIG焊 |
| 2.3.1 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2增强6061 铝合金的铸造 |
| 2.3.2 双向垂直控轧 |
| 2.3.3 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2增强6061 板材的焊接 |
| 2.4 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2增强6061 板材的搅拌摩擦处理 |
| 2.5 样品表征 |
| 2.5.1 光学显微分析 |
| 2.5.2 扫描电子显微分析 |
| 2.5.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.5.4 力学性能测试 |
| 2.6 技术路线 |
| 第3章 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒调控6061 凝固组织、垂直控轧变形组织的机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2/Al中间合金表征 |
| 3.3 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金铸态组织及凝固行为的影响 |
| 3.3.1 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金铸态显微组织的影响 |
| 3.3.2 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2调控6061 铝合金凝固行为的规律及机制 |
| 3.4 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金轧制组织和拉伸性能的影响 |
| 3.4.1 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金轧制组织的影响 |
| 3.4.2 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对再结晶组织的调控机制 |
| 3.4.3 微纳米混杂尺度TiC-TiB_2对6061 铝合金轧制板材拉伸性能的影响 |
| 3.5 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒的强化机制 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒调控6061 垂直控轧板材的焊接及焊接接头的力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 焊接电流对焊接接头宏观形貌的影响 |
| 4.3 微纳米混杂双尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 铝合金焊接接头显微组织的影响 |
| 4.4 微纳米混杂双尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对焊接组织的调控机制 |
| 4.5 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 铝合金焊接接头拉伸性能的影响规律 |
| 4.5.1 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对焊态室温拉伸性能的影响. |
| 4.5.2 微纳米混杂尺度双相双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对焊后热处理态接头拉伸性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 搅拌摩擦组织和力学性能的影响规律及作用机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 轴肩前缘插入深度、搅拌头转速和行进速度对搅拌摩擦宏观成型的影响 |
| 5.2.1 轴肩前缘插入深度对搅拌摩擦宏观的影响 |
| 5.2.2 搅拌头转速对搅拌摩擦宏观成型的影响 |
| 5.2.3 搅拌头行进速度对搅拌摩擦宏观成型的影响 |
| 5.3 搅拌摩擦处理参数对6061 铝合金显微组织的影响 |
| 5.3.1 轧制6061 母材的显微组织分析 |
| 5.3.2 搅拌摩擦处理参数对6061 铝合金显微组织的影响 |
| 5.4 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 搅拌摩擦组织和力学性能的影响 |
| 5.4.1 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 搅拌摩擦组织的影响 |
| 5.4.2 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对搅拌摩擦组织的细化机制. |
| 5.4.3 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对6061 搅拌摩擦组织力学性能的影响规律 |
| 5.5 微纳米混杂尺度双相TiC-TiB_2陶瓷颗粒对搅拌摩擦接头的强化机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介及科研成果 |
| 致谢 |
（4）等离子熔覆耐磨减摩Ni基复合涂层研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 表面工程技术 |
| 1.3 陶瓷强化金属基复合材料涂层概述 |
| 1.4 耐磨、减摩复合材料涂层研究现状 |
| 1.5 本文主要研究工作 |
| 2 试验材料、方法及设备 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备与方法 |
| 3 等离子熔覆TiB_2-TiC/Ni复合涂层组织及耐磨性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 等离子熔覆工艺参数研究 |
| 3.3 陶瓷相含量对TiB_2-TiC/Ni复合涂层的微观组织与耐磨性影响 |
| 3.4 熔覆速度对TiB_2-TiC/Ni复合涂层组织及耐磨性能影响 |
| 3.5 不同磨损条件下等离子熔覆TiB_2-TiC/Ni复合涂层摩擦学性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 等离子熔覆Ti_2SC/TiB_2-TiC/Ni自润滑涂层摩擦学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 自润滑涂层的制备及干摩擦磨损试验的设定 |
| 4.3 自润滑复合涂层的物相组成及微观组织结构 |
| 4.4 等离子熔覆自润滑复合涂层低速(10 mm/s)磨损摩擦学性能分析 |
| 4.5 等离子熔覆自润滑复合涂层高速(50 mm/s)磨损摩擦学性能分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 烧结-等离子重熔制备TiB_2-TiC/Ni复合涂层及其耐磨性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 放电等离子烧结TiB_2-TiC/Ni复合材料微观组织及磨损性能 |
| 5.3 烧结-等离子重熔TiB_2-TiC/Ni复合涂层组织及耐磨性能研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论和展望 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 主要创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表论文及从事科学研究情况 |
| 学位论文数据集 |
（5）放电等离子烧结制备TiC-TiB2陶瓷复合材料（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 复合材料概述 |
| 1.1.1 复合材料 |
| 1.1.2 陶瓷基复合材料 |
| 1.2 TiB_2陶瓷材料 |
| 1.2.1 TiB_2粉体的制备方法 |
| 1.2.2 TiB_2陶瓷的研究进展及应用 |
| 1.3 TiC陶瓷材料 |
| 1.3.1 TiC粉体的制备方法 |
| 1.3.2 TiC陶瓷的研究进展及应用 |
| 1.4 TiC-TiB_2复合陶瓷的合成与制备 |
| 1.4.1 TiC-TiB_2复合陶瓷 |
| 1.4.2 粉末烧结及致密化 |
| 1.4.3 热等静压烧结 |
| 1.4.4 爆炸烧结 |
| 1.4.5 反应烧结 |
| 1.4.6 微波烧结 |
| 1.4.7 瞬间塑性相加工技术 |
| 1.4.8 自蔓延高温合成技术 |
| 1.4.9 放电等离子烧结技术 |
| 1.5 本文的研究目的及意义 |
| 第2章 实验过程 |
| 2.1 实验目的 |
| 2.2 实验原料 |
| 2.3 实验设备 |
| 2.4 TiC-TiB_2复合材料的制备 |
| 2.5 TiC-TiB_2复合粉体的烧结 |
| 2.6 TiC-TiB_2复合材料的显微观察及综合性能测试 |
| 2.6.1 材料的X射线物相分析 |
| 2.6.2 材料的相对密度及开口气孔率的测定 |
| 2.6.3 材料的维氏硬度测定 |
| 2.6.4 材料断裂韧性的测定 |
| 2.6.5 材料显微组织观察 |
| 第3章 TiC-TiB_2-Ni复合材料的性能 |
| 3.1 烧结温度对TiC-TiB_2-Ni复合材料的影响 |
| 3.1.1 不同温度下TiC-TiB_2-Ni复合材料的X射线物相分析 |
| 3.1.2 烧结温度对TiC-TiB_2-Ni复合材料密度的影响 |
| 3.1.3 烧结温度对TiC-TiB_2-Ni复合材料显微组织的影响 |
| 3.1.4 TiC-TiB_2-Ni复合材料TEM显微组织观察与分析 |
| 3.1.5 烧结温度对TiC-TiB_2-Ni复合材料硬度的影响 |
| 3.1.6 烧结温度对TiC-TiB_2-Ni复合材料断裂韧性的影响及增韧机理 |
| 3.1.7 TiC-TiB_2-Ni复合材料断口形貌分析 |
| 3.2 保温时间对TiC-TiB_2-Ni复合材料的影响 |
| 3.2.1 不同保温时间的TiC-TiB_2-Ni复合材料的X射线物相分析 |
| 3.2.2 保温时间对TiC-TiB_2-Ni复合材料密度的影响 |
| 3.2.3 保温时间对TiC-TiB_2-Ni复合材料显微组织的影响 |
| 3.2.4 保温时间对TiC-TiB_2-Ni复合材料硬度的影响 |
| 3.2.5 保温时间对TiC-TiB_2-Ni复合材料断裂韧性的影响及增韧机理 |
| 3.2.6 TiC-TiB_2-Ni复合材料的断口形貌分析 |
| 第4章 TiC-TiB_2-Cu陶瓷复合材料的性能 |
| 4.1 TiC-TiB_2-Cu复合材料的X射线物相分析 |
| 4.2 TiC-TiB_2-Cu复合材料的致密化分析 |
| 4.3 TiC-TiB_2-Cu复合材料的显微组织分析 |
| 4.4 烧结温度对TiC-TiB_2-Cu复合材料硬度的影响 |
| 4.5 烧结温度对TiC-TiB_2-Cu复合材料断裂韧性的影响及断裂机理分析 |
| 4.6 TiC-TiB_2-Cu复合材料断口形貌分析 |
| 第5章 TiC-TiB_2-Ti复合材料的性能 |
| 5.1 TiC-TiB_2-Ti复合材料的X射线物相分析 |
| 5.2 TiC-TiB_2-Ti复合材料的致密化分析 |
| 5.3 TiC-TiB_2-Ti复合材料的显微组织分析 |
| 5.4 烧结温度对TiC-TiB_2-Ti复合材料硬度的影响 |
| 5.5 烧结温度对TiC-TiB_2-Ti复合材料断裂韧性的影响 |
| 5.6 TiC-TiB_2-Ti复合材料断口形貌分析 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 研究生期间发表的论文和专利 |
（6）SiC-TiC（TiB2）复合粉末的碳热还原合成及烧结研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 插图索引 |
| 附表索引 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 碳化硅陶瓷及研究进展 |
| 1.1.1 SiC 的结构特点 |
| 1.1.2 SiC 的性能及应用 |
| 1.1.3 SiC 粉末的合成方法 |
| 1.1.4 SiC 粉末的烧结及助剂 |
| 1.1.5 SiC 基复相陶瓷的研究进展 |
| 1.2 SiC-TiC 复相陶瓷 |
| 1.2.1 TiC 的结构、性能及应用 |
| 1.2.2 SiC-TiC 粉末的合成 |
| 1.2.3 SiC-TiC 复相陶瓷的研究进展 |
| 1.3 SiC-TiB_2复相陶瓷 |
| 1.3.1 TiB_2的结构、性能及应用 |
| 1.3.2 SiC-TiB_2粉末的合成 |
| 1.3.3 SiC-TiB_2复相陶瓷的研究进展 |
| 1.4 本论文的研究目的及研究内容 |
| 1.4.1 研究目的 |
| 1.4.2 研究内容 |
| 第2章 实验及测试表征 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 SiC-TiC(TiB_2)复合粉末的氩气气氛下合成 |
| 2.3.2 SiC-TiC(TiB_2)复合粉末的真空合成及氧化处理 |
| 2.3.3 SiC-TiC(TiB_2)复合粉末的烧结 |
| 2.4 测试表征 |
| 2.4.1 样品质量损失测定 |
| 2.4.2 抗弯强度测试 |
| 2.4.3 洛氏硬度测试 |
| 2.4.4 密度测试 |
| 2.4.5 体积电阻率测试 |
| 2.4.6 粉末粒度分布分析 |
| 2.4.7 粉末升温过程氧化情况分析 |
| 2.4.8 物相组成分析 |
| 2.4.9 显微形貌分析 |
| 第3章 SiC-TiC 复合粉末的碳热还原法合成 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 氩气气氛下合成 SiC-TiC 复合粉末及生长机理 |
| 3.2.1 热力学分析 |
| 3.2.2 复合粉末的物相分析 |
| 3.2.3 合成反应转化率分析 |
| 3.2.4 复合粉末的显微形貌分析 |
| 3.2.5 合成机理分析 |
| 3.3 真空条件下合成 SiC-TiC 复合粉末及其氧化性能 |
| 3.3.1 物相分析 |
| 3.3.2 失重率分析 |
| 3.3.3 显微形貌分析 |
| 3.3.4 抗氧化性能分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 SiC-TiB_2复合粉末的碳热还原法合成 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 氩气气氛下合成 SiC-TiB_2复合粉末及机理分析 |
| 4.2.1 复合粉末的物相分析 |
| 4.2.2 合成反应转化率分析 |
| 4.2.3 复合粉末的显微形貌分析 |
| 4.2.4 合成反应机理分析 |
| 4.3 真空条件下合成 SiC-TiB_2复合粉末及其氧化性能 |
| 4.3.1 物相分析 |
| 4.3.2 失重率分析 |
| 4.3.3 显微形貌分析 |
| 4.3.4 抗氧化性能分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 SiC-TiC(TiB_2)复相陶瓷的制备及其性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 SiC-TiC 复合粉末的烧结性能研究 |
| 5.3 SiC-TiB_2复相陶瓷的制备及其性能研究 |
| 5.3.1 原位合成原理 |
| 5.3.2 物相组成 |
| 5.3.3 烧结性能 |
| 5.3.4 力学性能 |
| 5.3.5 电学性能 |
| 5.3.6 显微结构 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录 A 攻读博士学位期间所发表的学术论文 |
| 附录 B 攻读博士学位期间主持或参与的科研项目 |
（7）多物理场耦合条件下金属与陶瓷（金属）的扩散连接界面结构特征及力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 特种陶瓷 |
| 1.1.1 TiC-TiB_2复合陶瓷 |
| 1.1.2 AlMgB_(14)超硬材料 |
| 1.1.3 陶瓷材料的制备方法 |
| 1.2 电流对材料合成过程的影响 |
| 1.3 金属与陶瓷的连接 |
| 1.3.1 扩散连接 |
| 1.3.2 钎焊 |
| 1.3.3 自蔓延高温合成连接 |
| 1.4 异种金属的扩散界面研究进展 |
| 1.5 选题意义及研究内容 |
| 1.5.1 选题意义 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验方法及材料 |
| 2.1 实验方法 |
| 2.1.1 机械合金化 |
| 2.1.2 电场激活压力辅助燃烧合成 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.2.1 真空高温压力焊接炉 |
| 2.2.2 高能球磨机 |
| 2.3 实验材料 |
| 2.3.1 粉体材料 |
| 2.3.2 金属材料 |
| 2.4 样品性能测试与表征 |
| 2.4.1 微观结构分析 |
| 2.4.2 高温磨损实验 |
| 参考文献 |
| 第三章 FAPAS条件下陶瓷-金属复合材料的合成及其性能研究 |
| 3.1 (TiC-TiB_2)/Ni-TiAl-Ti复合材料的制备 |
| 3.1.1 实验材料和工艺参数 |
| 3.1.2 (TiC-TiB_2)/Ni-TiAl-Ti复合材料的显微组织 |
| 3.1.3 压力对复合陶瓷(TiC-TiB_2)/Ni组织的影响 |
| 3.1.4 力学性能 |
| 3.2 (TiC-TiB_2)/Ni-TiAl-Ta复合材料的制备 |
| 3.2.1 电流为1300A时的连接形貌 |
| 3.2.2 电流为1500A时的连接形貌 |
| 3.3 AlMgB_(14)超硬材料与金属材料的连接 |
| 3.3.1 AlMgB_(14)-TiB_2与金属Nb的连接 |
| 3.3.2 AlMgB_(14)-TiB_2与金属Mo的连接 |
| 3.4 磨损实验 |
| 3.4.1 成分对磨损性能的影响 |
| 3.4.2 摩擦温度对磨损性能的影响 |
| 3.4.3 摩擦载荷对磨损性能的影响 |
| 3.4.4 摩擦速度对磨损性能的影响 |
| 3.4.5 讨论 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 FAPAS条件下Ti-Ni扩散连接界面结构特征研究 |
| 4.1 Ti-Ni反应过程的热力学计算 |
| 4.2 实验工艺参数 |
| 4.3 扩散参数对连接过程的影响 |
| 4.3.1 温度对界面扩散的影响 |
| 4.3.2 电流对界面扩散的影响 |
| 4.3.3 压力对扩散过程的影响 |
| 4.3.4 时间对扩散过程的影响 |
| 4.3.5 电场方向对扩散过程的影响 |
| 4.4 力学性能测试 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 FAPAS条件下镁合金-铜扩散连接界面结构及其力学性能分析 |
| 5.1 Mg-Cu反应过程的热力学计算 |
| 5.2 实验材料和实验方法 |
| 5.3 时间对连接过程的影响 |
| 5.4 电流对连接过程的影响 |
| 5.5 温度对连接过程的影响 |
| 5.5.1 475℃时的界面结构 |
| 5.5.2 500℃时的界面结构 |
| 5.6 电场方向的影响 |
| 5.7 Cu与AZ91D镁合金的扩散界面研究 |
| 5.8 力学性能测试 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 电流对异质材料扩散连接过程的影响机理分析 |
| 6.1 电流的扩散作用机理 |
| 6.1.1 反应扩散的动力学分析 |
| 6.1.2 Ti-Ni的扩散动力学分析 |
| 6.2 微区扩散界面相图 |
| 6.3 电流在复合陶瓷(TiC-TiB_2)/Ni合成中的作用 |
| 6.3.1 电流对复合陶瓷微观组织的影响 |
| 6.3.2 复合陶瓷(TiC-TiB_2)/Ni的烧结成型机理 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 结论 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发布的学术论文目录 |
| 博士学位论文独创性说明 |
（8）多孔TiC-TiB2-NiAl材料及结构演变机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 TiC、TiB_2的研究 |
| 1.2.1 TiC、TiB_2的晶体结构 |
| 1.2.2 TiC-TiB_2复相陶瓷的制备 |
| 1.2.3 TiC-TiB_2的应用及机理研究 |
| 1.3 多孔陶瓷的研究 |
| 1.3.1 多孔陶瓷材料及其制备 |
| 1.3.2 多孔陶瓷材料的应用 |
| 1.3.3 多孔 TiC-TiB_2陶瓷材料 |
| 1.4 多孔金属间化合物的研究 |
| 1.5 课题的提出及研究内容 |
| 1.5.1 课题的提出 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 第二章 实验 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 制备工艺路线 |
| 2.3.1 自蔓延高温合成 |
| 2.3.2 等离子辅助自蔓延高温合成 |
| 2.3.3 高温反应烧结 |
| 2.4 实验方案 |
| 2.5 结构及性能表征 |
| 2.5.1 X 射线衍射(XRD)物相分析 |
| 2.5.2 扫描电子显微镜(SEM)分析 |
| 2.5.3 金相显微组织观察 |
| 2.5.4 电子探针(EPMA)微区形貌及成分分析 |
| 2.5.5 孔隙率测试 |
| 2.5.6 抗压强度测试 |
| 第三章 多孔 TiC-TiB_2的物相及孔结构研究 |
| 3.1 Ti-B_4C 体系的绝热温度 |
| 3.2 多孔 TiC-TiB_2的物相分析 |
| 3.2.1 反应物粉末粒度对物相的影响 |
| 3.2.2 Ti 含量对物相的影响 |
| 3.2.3 C 含量对物相的影响 |
| 3.2.4 制坯压力对物相的影响 |
| 3.3 多孔 TiB_2-TiC 的孔结构形貌 |
| 3.3.1 反应物粉末粒度对孔结构的影响 |
| 3.3.2 Ti 含量对孔结构的影响 |
| 3.3.3 C 含量对孔结构的影响 |
| 3.3.4 制坯压力对孔结构的影响 |
| 3.4 多孔 TiC-TiB_2的孔隙率 |
| 3.4.1 B_4C 粒度及制坯压力对孔隙率的影响 |
| 3.4.2 Ti 含量对孔隙率的影响 |
| 3.4.3 C 含量对孔隙率的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 多孔 TiC-TiB_2-NiAl 的物相及孔结构研究 |
| 4.1 Ti-B_4C-Ni-Al 反应体系的绝热温度 |
| 4.2 多孔 TiC-TiB_2-NiAl 的物相组成 |
| 4.2.13 Ti-B_4C-Ni-Al 体系物相分析 |
| 4.2.2 Ni-Al 含量对产物物相的影响 |
| 4.2.3 B_4C 粒度对产物物相的影响 |
| 4.2.4 SHS 点火方式对产物物相的影响 |
| 4.3 多孔 TiC-TiB_2-NiAl 的孔结构形貌 |
| 4.3.1 不同 Ni-Al 含量对孔结构的影响 |
| 4.3.2 B_4C 粒度对孔结构的影响 |
| 4.3.3 制坯压力对孔结构的影响 |
| 4.3.4 SHS 点火方式对孔结构的影响 |
| 4.4 多孔 TiC-TiB_2-NiAl 的孔隙率和抗压强度 |
| 4.4.1 多孔 TiC-TiB_2-NiAl 的孔隙率 |
| 4.4.2 多孔 TiC-TiB_2-NiAl 的抗压强度 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 TiC-TiB_2-NiAl 的组织结构及形成过程分析 |
| 5.1 TiC-TiB_2的组织结构及形成过程分析 |
| 5.1.1 B_4C 粒度对组织结构形成的影响 |
| 5.1.2 Ti 粒度对组织结构形成的影响 |
| 5.1.3 Ti 含量对组织结构形成的影响 |
| 5.1.4 SHS 点火方式对组织结构形成的影响 |
| 5.1.5 不同 Ti 源对组织结构形成的影响 |
| 5.2 TiC-TiB_2-NiAl 组织结构及形成过程分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 第六章 TiC-TiB_2-NiAl 孔结构演化机理研究 |
| 6.1 Ti-B_4C 反应合成孔洞形成机理 |
| 6.1.1 通孔形成机理 |
| 6.1.2 闭孔形成机理 |
| 6.2 Ti-B_4C-Ni-Al 反应合成孔洞形成机理 |
| 6.2.1 Ni-Al 反应过程及孔洞的形成 |
| 6.2.2 Ti-B_4C-Ni-Al 反应及孔洞的形成 |
| 6.3 本章小结 |
| 第七章 总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录：博士期间发表论文及申请专利等情况 |
（9）TiC-TiB2复合陶瓷制备及性能研究（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 Ti C-Ti B2复合陶瓷的合成与制备 |
| 2 Ti C-Ti B2复合陶瓷性能研究 |
| 2.1 物相组成和显微组织 |
| 2.2 力学性能 |
| 2.3 Ti C-Ti B2共晶复合陶瓷的力学性能随燃烧体系B4C+Ti+C含量的变化关系 |
| 3 结束语 |
（10）TiC/TiB2复合陶瓷材料的制备和性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 目录 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 复合材料概述 |
| 1.1.1 复合材料 |
| 1.1.2 先进结构陶瓷材料概述 |
| 1.2 TiC的物性特征 |
| 1.2.1 碳化钛粉体的制备方法 |
| 1.2.2 TiC复合材料的研究现状 |
| 1.3 TiB_2的物性特征 |
| 1.3.1 硼化钛粉体的制备方法 |
| 1.3.2 TiB_2陶瓷材料的研究现状及其应用 |
| 1.4 陶瓷的烧结及应用 |
| 1.4.1 烧结理论 |
| 1.4.2 陶瓷烧结技术发展现状 |
| 1.5 TiC-TiB_2复合陶瓷材料的研究现状及制备方法 |
| 1.6 研究目的、内容和意义 |
| 第2章 实验过程及设备 |
| 2.1 实验原料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 复合粉体的制备过程 |
| 2.3.1 制备TiC-TiB_2粉体的实验方案 |
| 2.3.2 配料与成型 |
| 2.3.3 TiC-TiB_2复合粉体的制备 |
| 2.4 复合陶瓷材料的制备 |
| 2.4.1 称量及混料 |
| 2.4.2 造粒和成型 |
| 2.4.3 烧结 |
| 2.5 复合陶瓷材料性能测试 |
| 2.5.1 XRD物相分析 |
| 2.5.2 开口气孔率和体积密度的测定 |
| 2.5.3 显微组织 |
| 2.5.4 硬度测试 |
| 2.5.5 抗弯强度的测定 |
| 2.5.6 断裂韧性的测定 |
| 第3章 实验结果与分析 |
| 3.1 热力学分析 |
| 3.1.1 TiC-TiB_2复合粉体制备过程的热力学分析 |
| 3.1.2 原位合成TiB_2反应体系的热力学分析 |
| 3.2 TiC-TiB_2复合粉体的制备 |
| 3.2.1 实验原材料的分析 |
| 3.2.2 不同烧结温度对TiC-TiB_2复合粉体的制备 |
| 3.2.3 B_2O_3含量对TiC-TiB_2复合粉体的制备 |
| 3.2.4 TiC-TiB_2复合粉体的扫描分析 |
| 3.3 原位合成TiC-TiB_2复合粉体烧结的复合陶瓷材料的性能 |
| 3.3.1 助烧剂的选择 |
| 3.3.2 不同温度对TiC-TiB_2复合陶瓷材料的烧结 |
| 3.3.3 Y_2O_3含量对复合材料的开口气孔率和体积密度的影响 |
| 3.3.4 Y_2O_3含量对复合材料的显微组织的影响 |
| 3.3.5 Y_2O_3含量对复合材料的性能分析 |
| 3.3.6 Y_2O_3含量的复合材料断口显微组织 |
| 3.4 商用TiC与原位合成TiB_2粉体的复合陶瓷材料的性能 |
| 3.4.1 实验原料分析 |
| 3.4.2 烧结成分的确定 |
| 3.4.3 烧结工艺的确定 |
| 3.4.4 Y_2O_3含量对复合材料体积密度和开口气孔率的影响 |
| 3.4.5 Y_2O_3含量对复合材料显微组织的影响 |
| 3.4.6 Y_2O_3含量对复合材料抗弯强度的影响 |
| 3.4.7 Y_2O_3含量对复合材料断裂韧性的影响 |
| 3.4.8 Y_2O_3含量对复合材料硬度的影响 |
| 3.4.9 Y_2O_3含量对复合材料断口显微组织的影响 |
| 3.4.10 烧结过程中的机理分析 |
| 第4章 实验结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 研究生期间发表的论文 |
四、TiC-TiB_2复合材料的研究进展（论文参考文献）
- [1]铝合金表面激光合金化陶瓷增强铁基复合涂层的微观组织和耐磨性能[D]. 迟一鸣. 山东大学, 2021(10)
- [2]形核剂对增材制造铝合金显微组织及力学性能的影响[D]. 张书雅. 山东大学, 2020(11)
- [3]微纳米混杂TiC-TiB2陶瓷颗粒调控6061铝合金垂直控轧成型及连接[D]. 谢剑峰. 吉林大学, 2020(08)
- [4]等离子熔覆耐磨减摩Ni基复合涂层研究[D]. 张新杰. 山东科技大学, 2018(03)
- [5]放电等离子烧结制备TiC-TiB2陶瓷复合材料[D]. 张月. 东北大学, 2014(05)
- [6]SiC-TiC（TiB2）复合粉末的碳热还原合成及烧结研究[D]. 胡继林. 湖南大学, 2014(08)
- [7]多物理场耦合条件下金属与陶瓷（金属）的扩散连接界面结构特征及力学性能研究[D]. 胡利方. 太原理工大学, 2013(02)
- [8]多孔TiC-TiB2-NiAl材料及结构演变机理研究[D]. 曹丽丽. 机械科学研究总院, 2012(09)
- [9]TiC-TiB2复合陶瓷制备及性能研究[J]. 罗志海,杨润泽,潘传增. 陶瓷学报, 2011(03)
- [10]TiC/TiB2复合陶瓷材料的制备和性能研究[D]. 王春华. 东北大学, 2011(03)